镁及镁合金作为目前工业应用中最轻的结构材料之一,具有良好的应用前景,然而由于镁合金自身强度较低、抗氧化性能差以及高温抗蠕变性能差等问题,使其作为某些结构件的应用受到限制,为进一步扩大其应用,人们采用了多种方法来提高其综合力学性能.二十面体准晶相(简称Ⅰ-phase)由于其特殊的结构而具有优异的力学性能,如高强度、高硬度等,将Ⅰ-phase作为一种增强相引入到镁合金中可大大提高镁合金的力学性能,为新型镁合金的开发和实际应用提供了一种新途径.本文采用常规铸造法制备了含有粗大网状Ⅰ-phase和α-Mg两相组织的Mg-Zn-Y合金.研究了合金含量及Zn/Y比对Mg-Zn-Y合金显微组织和力学性能的影响,探讨了热处理工艺对合金中相析出行为及Ⅰ-phase热稳定性的影响.以时效处理后的Mg-Zn-Y合金为研究对象,研究了两种塑性变形工艺(常规热挤压和等径角挤压变形)对合金显微组织和力学性能的影响,并对合金的细化机制、断裂行为与强化机制进行了研究.研究结果表明,在Y含量为0.3%～2.0%(at),Zn含量为1.7%～6.0%(at)的富镁Mg-Zn-Y合金中,合金的铸态组织及相组成取决于Zn/Y比和Zn含量,Zn/Y比为6时,合金的铸态组织由α-Mg基体和晶界上富镁相与Ⅰ-phase两相共晶组织组成;在所研究的合金成分范围内,合金中Ⅰ-phase的形成及其体积分数与合金的凝固速度有关,采用快速凝固的方法得到的合金中,由于第二相的形核及长大受到抑制,形成的Ⅰ-phase的体积分数相对于常规铸造工艺下制备的合金中Ⅰ-phase的含量有所减少,同时发现,合金的极限抗拉强度和屈服强度随合金中Ⅰ-phase体积分数的增加而增加,但合金的延伸率略有降低;在400℃、24h的热处理工艺下,Mg95Zn4.3Y0.7合金基体上有球形Ⅰ-phase析出,且析出的Ⅰ-phase在随后的时效处理中表现出热稳定性;在190℃不同时效时间下合金基体中的析出相为密排六方结构的MgZn2相,其析出行为与Mg-Zn二元合金类似.Mg-Zn-Y合金的热挤压结果表明,通过挤压变形可以显著细化合金的晶粒组织,合金的晶粒大小可由变形前的40～60μm减小到8～15μm,在挤压过程中位于晶界的Ⅰ-phase被破碎并较均匀地分布在基体合金中,随着挤压比的增大和挤压温度的降低,晶粒进一步细化,Ⅰ-phase的弥散程度增加.挤压变形可以显著提高Mg-Zn-Y合金的强度、硬度和延伸率;随着挤压比的增大,合金的强度、硬度和延伸率均有所增加;在所研究的3种合金中,Mg95Zn4.3Y0.7合金在523K以25:1的挤压比挤压后,具有较高的力学性能,其极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为203MPa,延伸率为14.1%.对于预挤压态Mg-Zn-Y合金的ECAP变形结果表明,ECAP对于预挤压态Mg-Zn-Y合金组织的细化是一个不断加强的过程,1道次ECAP变形后,在一些粗大晶粒之间分布着许多细小的晶粒,随变形道次的增加,原始粗大的晶粒消失,形成均匀细小的等轴晶粒,平均晶粒尺寸为1～3μm,同时在ECAP过程中Ⅰ-phase被破碎并呈弥散分布.ECAP变形1道次可以显著提高Mg-Zn-Y合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率,Mg95Zn4.3Y0.7合金ECAP变形1道次后力学性能指标σb=331MPa,σ0.2=223MPa,δ=19.4%.Mg-Zn-Y合金以A、BA、Bc、C等4种不同工艺路线进行8道次ECAP变形后的显微组织差异不大,均形成细小的等轴晶粒;4种工艺路线在1～8道次的变形过程中,合金的力学性能变化不同,对于路径A和BA,随着变形道次的增加,合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率变化幅度不大,对于路径BC和C,变形道次超过4次后,产生的变形织构的弱化作用导致合金的屈服强度迅速降低,但是合金仍保持较高的抗拉强度和延伸率.通过对ECAP变形过程中Mg-Zn-Y合金晶粒细化过程的分析,结合其力学性能的变化得出ECAP变形的细化机制和准晶相强化机制:ECAP对于准晶增强Mg-Zn-Y合金的细化机制主要是基体在不同变形路径下的连续剪切变形机制和准晶粒子对于基体的剪切及钉扎机制;准晶增强Mg-Zn-Y合金ECAP变形过程中存在3种强化机制:细晶强化、第二相粒子强化和位错强化,3种强化机制分别在ECAP变形的不同阶段起主导作用,在共同的强化作用下提高合金的强度.
鎂及鎂閤金作為目前工業應用中最輕的結構材料之一,具有良好的應用前景,然而由于鎂閤金自身彊度較低、抗氧化性能差以及高溫抗蠕變性能差等問題,使其作為某些結構件的應用受到限製,為進一步擴大其應用,人們採用瞭多種方法來提高其綜閤力學性能.二十麵體準晶相(簡稱Ⅰ-phase)由于其特殊的結構而具有優異的力學性能,如高彊度、高硬度等,將Ⅰ-phase作為一種增彊相引入到鎂閤金中可大大提高鎂閤金的力學性能,為新型鎂閤金的開髮和實際應用提供瞭一種新途徑.本文採用常規鑄造法製備瞭含有粗大網狀Ⅰ-phase和α-Mg兩相組織的Mg-Zn-Y閤金.研究瞭閤金含量及Zn/Y比對Mg-Zn-Y閤金顯微組織和力學性能的影響,探討瞭熱處理工藝對閤金中相析齣行為及Ⅰ-phase熱穩定性的影響.以時效處理後的Mg-Zn-Y閤金為研究對象,研究瞭兩種塑性變形工藝(常規熱擠壓和等徑角擠壓變形)對閤金顯微組織和力學性能的影響,併對閤金的細化機製、斷裂行為與彊化機製進行瞭研究.研究結果錶明,在Y含量為0.3%～2.0%(at),Zn含量為1.7%～6.0%(at)的富鎂Mg-Zn-Y閤金中,閤金的鑄態組織及相組成取決于Zn/Y比和Zn含量,Zn/Y比為6時,閤金的鑄態組織由α-Mg基體和晶界上富鎂相與Ⅰ-phase兩相共晶組織組成;在所研究的閤金成分範圍內,閤金中Ⅰ-phase的形成及其體積分數與閤金的凝固速度有關,採用快速凝固的方法得到的閤金中,由于第二相的形覈及長大受到抑製,形成的Ⅰ-phase的體積分數相對于常規鑄造工藝下製備的閤金中Ⅰ-phase的含量有所減少,同時髮現,閤金的極限抗拉彊度和屈服彊度隨閤金中Ⅰ-phase體積分數的增加而增加,但閤金的延伸率略有降低;在400℃、24h的熱處理工藝下,Mg95Zn4.3Y0.7閤金基體上有毬形Ⅰ-phase析齣,且析齣的Ⅰ-phase在隨後的時效處理中錶現齣熱穩定性;在190℃不同時效時間下閤金基體中的析齣相為密排六方結構的MgZn2相,其析齣行為與Mg-Zn二元閤金類似.Mg-Zn-Y閤金的熱擠壓結果錶明,通過擠壓變形可以顯著細化閤金的晶粒組織,閤金的晶粒大小可由變形前的40～60μm減小到8～15μm,在擠壓過程中位于晶界的Ⅰ-phase被破碎併較均勻地分佈在基體閤金中,隨著擠壓比的增大和擠壓溫度的降低,晶粒進一步細化,Ⅰ-phase的瀰散程度增加.擠壓變形可以顯著提高Mg-Zn-Y閤金的彊度、硬度和延伸率;隨著擠壓比的增大,閤金的彊度、硬度和延伸率均有所增加;在所研究的3種閤金中,Mg95Zn4.3Y0.7閤金在523K以25:1的擠壓比擠壓後,具有較高的力學性能,其極限抗拉彊度為287MPa,屈服彊度為203MPa,延伸率為14.1%.對于預擠壓態Mg-Zn-Y閤金的ECAP變形結果錶明,ECAP對于預擠壓態Mg-Zn-Y閤金組織的細化是一箇不斷加彊的過程,1道次ECAP變形後,在一些粗大晶粒之間分佈著許多細小的晶粒,隨變形道次的增加,原始粗大的晶粒消失,形成均勻細小的等軸晶粒,平均晶粒呎吋為1～3μm,同時在ECAP過程中Ⅰ-phase被破碎併呈瀰散分佈.ECAP變形1道次可以顯著提高Mg-Zn-Y閤金的抗拉彊度、屈服彊度和延伸率,Mg95Zn4.3Y0.7閤金ECAP變形1道次後力學性能指標σb=331MPa,σ0.2=223MPa,δ=19.4%.Mg-Zn-Y閤金以A、BA、Bc、C等4種不同工藝路線進行8道次ECAP變形後的顯微組織差異不大,均形成細小的等軸晶粒;4種工藝路線在1～8道次的變形過程中,閤金的力學性能變化不同,對于路徑A和BA,隨著變形道次的增加,閤金的抗拉彊度、屈服彊度和延伸率變化幅度不大,對于路徑BC和C,變形道次超過4次後,產生的變形織構的弱化作用導緻閤金的屈服彊度迅速降低,但是閤金仍保持較高的抗拉彊度和延伸率.通過對ECAP變形過程中Mg-Zn-Y閤金晶粒細化過程的分析,結閤其力學性能的變化得齣ECAP變形的細化機製和準晶相彊化機製:ECAP對于準晶增彊Mg-Zn-Y閤金的細化機製主要是基體在不同變形路徑下的連續剪切變形機製和準晶粒子對于基體的剪切及釘扎機製;準晶增彊Mg-Zn-Y閤金ECAP變形過程中存在3種彊化機製:細晶彊化、第二相粒子彊化和位錯彊化,3種彊化機製分彆在ECAP變形的不同階段起主導作用,在共同的彊化作用下提高閤金的彊度.
미급미합금작위목전공업응용중최경적결구재료지일,구유량호적응용전경,연이유우미합금자신강도교저、항양화성능차이급고온항연변성능차등문제,사기작위모사결구건적응용수도한제,위진일보확대기응용,인문채용료다충방법래제고기종합역학성능.이십면체준정상(간칭Ⅰ-phase)유우기특수적결구이구유우이적역학성능,여고강도、고경도등,장Ⅰ-phase작위일충증강상인입도미합금중가대대제고미합금적역학성능,위신형미합금적개발화실제응용제공료일충신도경.본문채용상규주조법제비료함유조대망상Ⅰ-phase화α-Mg량상조직적Mg-Zn-Y합금.연구료합금함량급Zn/Y비대Mg-Zn-Y합금현미조직화역학성능적영향,탐토료열처리공예대합금중상석출행위급Ⅰ-phase열은정성적영향.이시효처리후적Mg-Zn-Y합금위연구대상,연구료량충소성변형공예(상규열제압화등경각제압변형)대합금현미조직화역학성능적영향,병대합금적세화궤제、단렬행위여강화궤제진행료연구.연구결과표명,재Y함량위0.3%～2.0%(at),Zn함량위1.7%～6.0%(at)적부미Mg-Zn-Y합금중,합금적주태조직급상조성취결우Zn/Y비화Zn함량,Zn/Y비위6시,합금적주태조직유α-Mg기체화정계상부미상여Ⅰ-phase량상공정조직조성;재소연구적합금성분범위내,합금중Ⅰ-phase적형성급기체적분수여합금적응고속도유관,채용쾌속응고적방법득도적합금중,유우제이상적형핵급장대수도억제,형성적Ⅰ-phase적체적분수상대우상규주조공예하제비적합금중Ⅰ-phase적함량유소감소,동시발현,합금적겁한항랍강도화굴복강도수합금중Ⅰ-phase체적분수적증가이증가,단합금적연신솔략유강저;재400℃、24h적열처리공예하,Mg95Zn4.3Y0.7합금기체상유구형Ⅰ-phase석출,차석출적Ⅰ-phase재수후적시효처리중표현출열은정성;재190℃불동시효시간하합금기체중적석출상위밀배륙방결구적MgZn2상,기석출행위여Mg-Zn이원합금유사.Mg-Zn-Y합금적열제압결과표명,통과제압변형가이현저세화합금적정립조직,합금적정립대소가유변형전적40～60μm감소도8～15μm,재제압과정중위우정계적Ⅰ-phase피파쇄병교균균지분포재기체합금중,수착제압비적증대화제압온도적강저,정립진일보세화,Ⅰ-phase적미산정도증가.제압변형가이현저제고Mg-Zn-Y합금적강도、경도화연신솔;수착제압비적증대,합금적강도、경도화연신솔균유소증가;재소연구적3충합금중,Mg95Zn4.3Y0.7합금재523K이25:1적제압비제압후,구유교고적역학성능,기겁한항랍강도위287MPa,굴복강도위203MPa,연신솔위14.1%.대우예제압태Mg-Zn-Y합금적ECAP변형결과표명,ECAP대우예제압태Mg-Zn-Y합금조직적세화시일개불단가강적과정,1도차ECAP변형후,재일사조대정립지간분포착허다세소적정립,수변형도차적증가,원시조대적정립소실,형성균균세소적등축정립,평균정립척촌위1～3μm,동시재ECAP과정중Ⅰ-phase피파쇄병정미산분포.ECAP변형1도차가이현저제고Mg-Zn-Y합금적항랍강도、굴복강도화연신솔,Mg95Zn4.3Y0.7합금ECAP변형1도차후역학성능지표σb=331MPa,σ0.2=223MPa,δ=19.4%.Mg-Zn-Y합금이A、BA、Bc、C등4충불동공예로선진행8도차ECAP변형후적현미조직차이불대,균형성세소적등축정립;4충공예로선재1～8도차적변형과정중,합금적역학성능변화불동,대우로경A화BA,수착변형도차적증가,합금적항랍강도、굴복강도화연신솔변화폭도불대,대우로경BC화C,변형도차초과4차후,산생적변형직구적약화작용도치합금적굴복강도신속강저,단시합금잉보지교고적항랍강도화연신솔.통과대ECAP변형과정중Mg-Zn-Y합금정립세화과정적분석,결합기역학성능적변화득출ECAP변형적세화궤제화준정상강화궤제:ECAP대우준정증강Mg-Zn-Y합금적세화궤제주요시기체재불동변형로경하적련속전절변형궤제화준정입자대우기체적전절급정찰궤제;준정증강Mg-Zn-Y합금ECAP변형과정중존재3충강화궤제:세정강화、제이상입자강화화위착강화,3충강화궤제분별재ECAP변형적불동계단기주도작용,재공동적강화작용하제고합금적강도.
